7º CONGRESSO BRASILEIRO DE ENGENHARIA DE FABRICAÇÃO 7 th BRAZILIAN CONGRESS ON MANUFACTURING ENGINEERING 15 a 19 de abril de 213 Penedo, Itatiaia RJ - Brasil April 15 th to 19 th, 213 Penedo, Itatiaia RJ Brazil ESTUDO EM ESCALA LABORATORIAL E INDUSTRIAL DA RESISTÊNCIA AO DESGASTE DE FERROS FUNDIDOS BRANCOS USADOS EM MOINHOS DE CARVÃO 1 Patricia Ortega Cubillos, patrícia@emc.ufsc.br 1 Pedro A. N. Bernardini, pedro@emc.ufsc.br 1 Augusto José Buschinelli, buschinelli@emc.ufsc.br 1 Universidade Federal de Santa Catarina, Bloco B, Engenharia Mecânica, Trindade, Florianópolis, Santa Catarina Brasil. Cep: 88 4 9. Resumo: As ligas de ferro fundido branco de alto cromo (estipuladas pela norma ASTM A532) são amplamente fabricadas e utilizadas pelas indústrias catarinenses, o que tem motivado a sua pesquisa durante os últimos anos na UFSC. Os estudos tem como foco principal a otimização do tratamento térmico e da resistência ao desgaste, assim como a análise microestrutural das ligas empregadas na fabricação de rolos de moinhos de carvão. Os rolos dos moinhos tradicionalmente são fabricados da liga II D da norma ASTM A532 (2% Cr), porque este material apresenta uma boa resistência ao desgaste. Porém, existem evidências que apontam que ao diminuir o teor de cromo para 16% (classe II B da norma ASTM A532) e otimizar termicamente a liga a resistência ao desgaste pode aumentar. A resistência ao desgaste da liga II B no presente trabalho foi estudada em escala laboratorial (ensaio de desgaste segundo norma ASTM G65) e industrial (protótipos testados em moinho rolo sobre pista). Em laboratório a liga II B otimizada termicamente, obteve melhor dureza (HV 12), microdureza (,5 HV) e resistência ao desgaste em comparação a liga II D. Este resultado alavancou a fabricação e os testes em escala industrial de três rolos (a massa de cada rolo foi de 1,5 ton). Um dos rolos foi fabricado na liga II D e os outros dois na liga II B. Os rolos foram instalados no moinho e testados por um período de 3 meses. Os resultados foram aparentemente contraditórios, já que os rolos II B tiveram uma resistência ao desgaste de 81% da resistência do rolo II D, sendo isto uma conseqüência dos rolos II B apresentarem durezas e microdurezas inferiores às obtidas pelo rolo II D, resultado inverso ao obtido em laboratório. Este resultado mostrou que tanto em escala laboratorial como industrial, a dureza e proporcional à resistência ao desgaste, e que o ensaio roda sobre borracha reproduz os micromecanismos de desgaste do moinho. Para realizar a passagem da escala laboratorial para a escala industrial durante a pesquisa, se analisou a influência da microestrutura (Microscópio ótico e eletrônico, EDX, programa Imago, espectofotômetro de emissão ótica), da tenacidade ao impacto (Charpy sem entalhe) e da corrosão (ensaio potenciodinâmico) na resistência ao desgaste das ligas II B e II D. Palavras-chave: desgaste, ferro fundido branco de alto cromo, moinhos de carvão, tratamento térmico. 1. INTRODUÇÃO Na indústria da mineração, a vida dos componentes é limitada pelas solicitações de desgaste, corrosão, fadiga e impacto. Na maioria das aplicações, os materiais metálicos oferecem melhor desempenho para as solicitações antes mencionadas, apresentando ainda uma boa relação custo/beneficio. Os principais insumos de desgaste na indústria de mineração são corpos moedores e revestimentos de britadores e moinhos. Segundo estudos (Norman, 198), 9% do gasto devido ao desgaste na indústria de mineração ocorre na moagem (material e manutenção) e os 1% restantes podem ser divididos entre a britagem, transporte e armazenamento. Portanto, na seleção de materiais para corpos moedores a relação entre o custo por unidade de massa, a taxa de desgaste, bem como a disponibilidade do produto, são os fatores determinantes, para a escolha do material a ser empregado (Chenge, et.al. 23). Os ferros fundidos brancos de alto cromo (estipulados atualmente pela norma ASTM A532), têm-se destacado dentro dos materiais metálicos empregados na indústria da mineração, para a fabricação de corpos moedores. O desempenho destes componentes pode ser otimizado adequando-se suas propriedades às solicitações impostas durante o seu serviço. Estas propriedades decorrem da microestrutura que está intimamente relacionada com a composição química e com os processos de fundição e de tratamento térmico (Sinatora e Albertin, 1992a). Santa Catarina utiliza corpos moedores de ferro fundido branco de alto cromo, em seus moinhos de carvão, no segundo maior complexo termoelétrico da América Latina (superado apenas por uma unidade recentemente instalada no México). Tal complexo se baseia na queima de carvão e emprega 12 moinhos do tipo rolo sobre pista para a pulverização antes da queima, Considerando uma perda por desgaste abrasivo de 4% ao ano, tem-se uma perda total de massa de cerca de 3 toneladas desgastadas por ano, nos corpos moedores destes moinhos.
O moinho do tipo rolo sobre pista é constituído, de três rolos de moagem estacionários. Os rolos giram em torno de si mesmos pelo atrito existente com a pista de moagem, conforme se observa na Fig. (1). O carvão é admitido pela parte lateral e chega até o cone de distribuição, por gravidade, sendo então arrastado pela força centrífuga até a pista de moagem, onde é triturado pelos rolos que giram devido ao atrito entre a superfície externa dos aros e a pista. Os rolos estão igualmente espaçados na circunferência da pista de moagem, a qual é composta por 12 segmentos. Os rolos são fixados com um ângulo de 15 em relação à vertical produzindo um desgaste não uniforme ao longo da sua vida (Babcock, 1967). Esta leve inclinação faz com que o processo de desgaste se produza mais acentuadamente na metade do rolo. Portanto, para obter um melhor aproveitamento do material se inverte a posição do rolo depois de um período de trabalho, que é de aproximadamente 6 horas. a b Figura 1. Moinho rolo sobre pista, (a) parte externa do moinho, (b) parte interna do moinho. No complexo Termoelétrico eram utilizados rolos, fabricados na liga de ferro fundido branco classe II D (3%C, 2%Cr) com duração de 12. horas. Com o intuito de analisar as propriedades dos ferros fundidos brancos e otimizar a sua resistência ao desgaste, estes materiais passaram a ser estudados na UFSC, (Preti, 24), (Ortega, 25), (Mariot, 21). Os resultados obtidos na pesquisa de Ortega em 25, apontaram que ao diminuir o teor de cromo para 16% (classe II B da norma ASTM A532) e otimizá-la termicamente, a resistência ao desgaste dos rolos poderia aumentar. Portanto, o objetivo principal deste trabalho foi estabelecer e correlacionar as propriedades mecânicas, microestruturais, químicas e a resistência ao desgaste da liga II B otimizada termicamente, para a fabricação de rolos de moinho. 2. REVISÃO BIBLIOGRAFICA Os ferros fundidos brancos de alto cromo são basicamente ligas Fe-Cr-C onde o carbono varia entre 1,5 e 4% e o cromo entre 11 e 3%. Contém ainda silício, manganês, fósforo e enxofre originários das matérias primas. Elementos como manganês, molibdênio, cobre e níquel são adicionados para atender requisitos específicos, principalmente de temperabilidade. As composições dos ferros fundidos brancos segundo a norma ASTM A 532 (Laird, et.al. 2), sendo que os ferros fundidos brancos de alto cromo são os das classes II e III da mesma. Nas classes II e III da norma ASTM A532, o material é constituído de uma matriz metálica que apresenta composições e microestruturas semelhantes aos aços e carbonetos do tipo M 7 C 3 dispersos, formados por metal (Fe, Cr, Mn, Mo, etc) e carbono na proporção sete para três. Segundo Préti (24), a matriz metálica apresenta durezas entre 3 e 12 Vickers, dependendo da microestrutura e composição, enquanto os carbonetos têm dureza entre 13 e 18 Vickers dependendo da composição química e da orientação cristalina. Nestes materiais com mas de 1% de Cr, os carbonetos formados na solidificação passam a ser do tipo M 7 C 3 que são mais duros e resistentes à abrasão. O mais importante é que estes carbonetos sofrem uma mudança de morfologia formando um eutético descontínuo e compacto (se comparado com M 3 C), proporcionando maior tenacidade ao material (Asensio, et.al. 23). A microestrutura dos ferros fundidos brancos é resultante da composição química, da taxa de extração de calor durante a solidificação e da taxa de resfriamento após a solidificação. Em geral, estas ligas são hipoeutéticas e apresentarem microestruturas semelhantes aquelas das ligas hipoeutéticas binárias, constituindo-se após a solidificação de dendritas de austenita e eutético formado de austenita e carbonetos M 7 C 3 (Pero-Sanz, et.al. 1999). A austenita nessas ligas é frequentemente estável à temperatura ambiente porque contém grande quantidade de carbono e elementos de liga em solução sólida. Assim sendo, a transformação da austenita no resfriamento dependerá de tempos de difusão suficientemente longos que permitam a precipitação de carbonetos secundários. Nestas condições, a matriz poderá conter produtos de transformação como perlita ou martensita ou ainda austenita retida. A quantidade de carbonetos eutéticos presentes na liga é de muita importância para a resistência a abrasão. Estudos efetuados por Zum Gahr em 198, mostraram que a resistência ao desgaste abrasivo medido em teste usando areia de sílica, atinge seu valor ótimo quando a liga tem aproximadamente 3% de fração volumétrica de carbonetos eutéticos. Esta fração volumétrica de carbonetos eutéticos (FVC) aumenta com o teor de C e de Cr presente na liga, (Fiore, et.al. 1983 entre outros autores). propiciando maior dureza e resistência ao desgaste. As durezas dos carbonetos não se modificam com o tempo já que os carbonetos eutéticos não sofrem nenhuma mudança na composição ou na morfologia após a solidificação da liga. Por outro lado, a austenita (tanto da dendrita quanto do eutético), apresenta elevada temperatura de início (M s ) e de final (M f ) da transformação martensítica, sofrendo transformações ao longo do resfriamento que dependem da velocidade de resfriamento no molde e da composição química do ferro fundido.
3. PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL A estratégia experimental foi constituída de três etapas gerais, sendo uma relativa a testes de laboratório, outra relativa a testes de campo e a última relativa à comparação de resultados e discussão. A primeira etapa consistiu em realizar testes de laboratório para caracterizar a resistência ao desgaste da liga II B, à corrosão e tenacidade das ligas II B e II D. Dentro desta etapa, preliminarmente estudaram-se, os tratamentos de recozimento (visando minimizar a dureza para aumentar a usinabilidade do material) e de desestabilização (visando maximizar a dureza para aumentar a resistência ao desgaste do material). A segunda etapa consistiu na fabricação e instalação de três protótipos (3 rolos), em um mesmo moinho de carvão (que utiliza 3 rolos de moagem), um rolo feito da liga II D (que é a liga historicamente utilizada) e dois rolos feitos da liga II B, onde se aplicaram os tratamentos térmicos que resultaram na maior resistência ao desgaste (constatados na primeira etapa, de laboratório). Os ensaios de laboratório e de campo foram realizados mediante as seguintes sub etapas. - Obter amostras das ligas II B e II D no estado bruto de fusão, com 12,5 mm de espessura, para ensaios de laboratório. - Realizar tratamentos de recozimento nas ligas II B e II D, a partir do estado bruto de fusão, sob distintas temperaturas (entre 6 e 75 C) e tempos (entre 2 e 24 h) de patamar com o objetivo de minimizar a dureza das ligas, para facilitar a subseqüente usinagem. - Efetuar tratamentos de desestabilização com distintos tempos (entre,5 e 6 h) e temperaturas de patamar (entre 9 e 11 C), visando maximizar a dureza e a resistência ao desgaste. - Realizar caracterização química, microstrutural, dureza e microdureza (da matriz e carbonetos eutéticos) das amostras, fração volumétrica de carbonetos eutéticos e fração volumétrica de carbonetos secundários, ensaios de desgaste abrasivo (segundo norma ASTM G65), ensaio de tenacidade a fratura Charpy, ensaios de corrosão (ensaio potenciodinâmico) em solução de ácido sulfúrico. - Fabricação, por fundição, de três rolos (dois com liga II B e um com liga II D). - Tratamento de recozimento (amolecimento) dos rolos visando aumento de usinabilidade, tratamento de desestabilização para o endurecimento dos rolos. Nestas etapas foram utilizados os ciclos de tratamentos determinados nos ensaios de laboratório (etapa 1). - Medidas do perfil dos rolos antes da instalação no moinho, após 2143, 445, 5727, 8151 e 1689 horas de operação, que consistia em medir a profundidade desgastada no rolo, em diferentes posições. 4. RESULTADOS DE LABORATÓRIO Na Tabela (1) apresentam-se os resultados da composição química das ligas II B e II D de ferro fundido branco de alto cromo. Na mesma tabela se encontram as faixas de composição química permitidas pela norma ASTM A 532 para cada uma destas ligas. Estando as mesmas dentro das faixas estipuladas pela norma. Na Figura (2) se encontram as microestruturas das ligas II B (645 HV ± 16) e II D (613 HV ± 15) no estado bruto de fusão, se pode concluir que ambas as ligas são hipoeutéticas, formadas por uma matriz austenítica e carbonetos eutéticos do tipo M 7 C 3. Os carbonetos eutéticos da liga II D são na sua maioria equiaxiais (em forma de rosetas), já a liga II B apresenta algumas zonas com morfologia colunar como se observa na Fig. (2). Tabela 1. Composição química das ligas II B e II D (% em massa). Corpo Prova Liga II B ELEMENTO C Si Mn Mo Ni Cr Cu Norma ASTM A532 2, - 3,3 1,5 máx 2 máx 3 máx 2,5 máx 14, -18, 1,2 máx Liga II B Fundida 3,24 1,1 1,37 2,58 1,58 16,33,89 Liga II D Norma ASTM A532 2, 3,2 1, -2,2 2 máx 3 máx 2,5 máx 18, - 23, 1,2 máx Liga II D Fundida 2,98,71,75 1,9,35 21,22,6 Matriz Matriz Carbonetos Zona equiaxial Carbonetos Zona colunar a. b.
Figura 2. Micrografias ligas em estado bruto de fusão, (a) II D, (b) II B. A fração volumétrica de carbonetos eutéticos para ambas as ligas é 31% ± 1 e o desvio padrão, para as ligas de ferro fundido branco de alto cromo II B e II D. Deste resultado se pode afirmar que ambas as ligas têm frações de carbonetos eutéticos similares. Os valores obtidos estão ao redor de 3% que é o percentual considerado como ótimo por Zum Ghar para ligas de ferro fundido branco de alto cromo que são solicitadas ao desgaste. A microdureza dos carbonetos eutéticos esta entre 15 e 16 HV, encontrando-se a mesma dentro da faixa estipulada na literatura (11 e 18 HV). A efetividade de cada tratamento era analisada a partir dos dados de dureza das ligas e da microdureza de suas matrizes. Nas Figuras (3 e 4) se encontram os dados de dureza e microdureza das ligas II B e II D em estado inicial bruto de fusão e recozido, onde se observa como o aumento da dureza e diretamente proporcional ao aumento da microdureza da matriz em ambas as ligas e nos diversos estados de tratamento. Ligas II D e II B Desestabilizadas (Estado inicial: bruto de fusão) 14 12 14 12 Ligas II D e II B Desestabilizadas (Estado inicial: bruto de fusão) Dureza HV 1 8 6 4 2 Dureza II B 4 horas Dureza II D 6 horas Microdureza II B 4 horas Microdureza II D 6 horas 9 95 1 15 11 Temperatura ( C) Dureza HV 1 8 6 4 2 Dureza II B 9 C Dureza II D 1 C Microdureza II D 1 C Microdureza II B 9 C 1 2 3 4 5 6 Tempo (horas) Figura 3. Variação da dureza e da microdureza das ligas II B e II D, para diferentes tratamentos de desestabilização, em estado inicial bruto de fusão. As temperatura de desestabilização nas qual se encontram as durezas mais elevadas da liga II B é 9 C, tanto para o estado inicial bruto de fusão quanto para o estado inicial recozido (Fig. (3 e 4) respectivamente), já as temperaturas que proporcional maiores durezas na liga II D são 1 C (quando tratadas a partir do estado inicial bruto de fusão, Fig. (3)), e 15 C (quando tratadas a partir do estado inicial recozido, Fig. (4)), estes resultados estão de acordo com o reportado por Laird, et.al. 2. Por outro lado, a liga II B apresenta uma dureza máxima mais elevada se comparada com a liga II D (liga com maior teor de cromo). Este resultado é conseqüência do aumento da solubilidade de carbono na austenita quando existe uma queda do teor de cromo, oportunizando a precipitação de uma maior quantidade de carbonetos secundários (após desestabilização) na liga II B em relação à II D. Os resultados obtidos comprovam o observado por vários pesquisadores na literatura do ferro fundido branco de alto cromo; quanto menor a quantidade de cromo (liga II B 16%, liga II D 22%) maior a dureza (II B: 872 HV, II D: 795 HV). 14 Ligas II D e II B Desestabilizadas (Estado inicial: recozido) 14 Ligas II D e II B Desestabilizadas (Estado inicial: recozido) 12 12 1 1 Dureza HV 8 6 Dureza HV 8 6 4 2 Dureza II B 2 horas (recozida 69 C por 6 horas) Dureza II D,5 hora (recozida 7 C por 6 horas Microdureza II B 2 horas (recozida 69 C por 6 horas) Microdureza II D,5 hora (recozida 7 C por 6 horas) 4 2 Dureza II B 9 C (recozida 69 C por 6 horas) Dureza II D 15 C (recozida 7 C por 6 horas Microdureza II B 9 C (recozida 69 C por 6 horas) Microdureza II D 15 C (recozida 7 C por 6 horas) 9 95 1 15 11 Temperatura ( C) 1 2 3 4 5 6 Tempo (horas) Figura 4. Variação da dureza e da microdureza das ligas II B e II D, para diferentes tratamentos de desestabilização, em estado inicial recozido. Na Figura (5) estão às microestruturas das ligas II D e II B desestabilizadas, que tiveram as durezas mais elevadas. As amostras das ligas II B e II D que tiveram um ótimo desempenho no ensaio de dureza foram utilizadas para realizar o ensaio de desgaste em laboratório. Preliminarmente, realizou-se ensaio de desgaste nas amostras de desgaste da liga II D estudadas em laboratório e retiradas de um rolo que já tinha sido usado na termoelétrica (para servir como referência do desempenho ao desgaste). Na Tab. (2) e na Fig. (6) está a evolução da resistência ao desgaste, com a dureza e a microdureza da matriz das ligas II B e II D. Na Figura 6 se constata haver correlação entre resistência ao desgaste e dureza da liga como demostrado por Zum Ghar. Na Fig. (6) se observa que existem dois ciclos de tratamento térmico para liga II B que produzem a menor perda de material (melhor resistência ao desgaste); estado inicial recozido
seguido de desestabilização a 9 C por 2 horas e estado inicial bruto de fusão seguido de desestabilização a 9 C por 4 horas, estes ciclos por sua vez são os que apresentam as durezas e as microdurezas mais elevadas. Ao comparar as amostras da liga II B, com os corpos de prova da liga II D retirados dos rolos de moinhos (de composição e estrutura possivelmente diferente daquela do laboratório), se obteve que a liga II B tem uma resistência ao desgaste 28% maior que a liga II D. Levando em consideração,o fato de que ligas martensíticas com 3% de FVC apresentam dureza acima de 75 HV e perda de volume acima de 2 mm 3. Portanto, se presume que ambas as ligas após o tratamento de desestabilização podem ter martensita na sua matriz. Carbonetos secundários Carbonetos secundários Carboneto eutético Matriz + carbonetos secundários Carboneto eutético Matriz + carbonetos secundários a. b. Figura 5. Micrografias das ligas tratadas termicamente (2 kv e 1 SE), (a) II D, (b) II B. Tabela 2. Desgaste segundo norma ASTM G65-. Matriz + carbonetos secundários Matriz sem carbonetos secundários Identificação Figura 7 Materiais Amostra Desgaste (g) G II D 1 Padrão (usada atualmente),253±,7 F II D (BF) 2 Desestabilização 1 C e 6h,24±,5 E II D (Rec) 3 Desestabilização 15 C e,5h,212±,18 A II B (BF) 2 Desestabilização 9 C e 4h,169±,5 C II B (Rec) 4 Desestabilização 9 C e,5h,189±,19 B II B (Rec) 4 Desestabilização 9 C e 2h,185±,2 D II B (Rec) 4 Desestabilização 9 C e 6h,211±,14 (1) Liga Recozida e desestabilizada segundo procedimento fabricante (2) Estado inicial bruto de fusão (3) Estado inicial recozido a 7 C por 6 horas (4) Estado inicial recozido a 69 C por 6 horas Fração volumétrica de carbonetos eutéticos; II B e II D: 31%. Perda de massa (g),275,25,225,2,175,15,125,1,75,5,25, Desgaste LIGA II B Padrão (rolo II D -24) HV liga LIGA II D HV matriz 13 12 11 1 9 8 7 6 5 Dureza da Liga, Microdureza da Matriz (HV) A B C D E F G Figura 6. Evolução do desgaste, da dureza e da microdureza da matriz das ligas II B e II D. Na Tabela (3) se encontram os resultados dos ensaios de impacto das ligas II B e II D, nas amostras que apresentaram a maior resistência ao desgaste. Também foram usadas amostras retiradas de um rolo de moinho da liga II D usado pela empresa, para ter um valor de referência. Os resultados da Tabela 3 mostram que todas as amostras apresentaram valores de tenacidade Charpy (sem entalhe) entre 1,7 e 4,6 J e tais valores situam-se abaixo dos valores apresentados na literatura, situados entre 4 e 7 J. Esta maior faixa de valores de tenacidade da literatura possivelmente deriva da menor fração volumétrica de carbonentos.
A resistência a corrosão foi estudada com o objetivo de conhecer a resistência das ligas de ferro fundido branco de alto cromo a ambientes sulfurosos. Este aspecto é importante porque os protótipos fabricados foram testados no moinho de carvão da Termoelétrica. O carvão usado no processo de moagem tem percentuais de enxofre e umidade que pode gerar um ambiente ácido, dentro do moinho, deixando os rolos expostos a corrosão. Na Figura (7) apresentam-se as curvas potenciodinâmicas para as ligas II D e II B tratadas termicamente, nos ciclos térmicos que apresentaram melhor resistência ao desgaste. Ao analisar a Fig. (7) se observa que as curvas potenciodinâmicas da liga II D estão mais a esquerda (apresentam menores correntes de corrosão) e um pouco mais para baixo (têm potenciais de corrosão mais baixas) se comparadas com as curvas da liga II B, o que permite concluir que a liga II D apresenta uma melhor resistência à corrosão em uma solução de ácido sulfúrico (H 2 S 4-1M). Este comportamento é suportado por Laird, 2, onde foi comentado que a resistência a corrosão em ferros fundidos de alto cromo depende do teor cromo se aplica porque a percentagem de cromo na matriz da liga II D (9,74 % Cr M ) é superior a percentagem encontrada na matriz da liga II B (7,5% Cr M ). Tabela 3. Resultados das ligas II B e II D. Materiais Amostra Tenacidade (J) II D 1 Padrão (usada atualmente) 3,8±,15 II D (Rec) 3 Desestabilização 15 C e,5h 4,6±,75 II B (BF) 2 Desestabilização 9 C e 4h 2,9±,75 II B (Rec) 4 Desestabilização 9 C e 2h 1,7±,45 (1) Liga Recozida e desestabilizada segundo procedimento fabricante (2) Estado inicial bruto de fusão (3) Estado inicial recozido a 7 C por 6 horas (4) Estado inicial recozido a 69 C por 6 horas Fração volumétrica de carbonetos eutéticos; II B: 3,8%, II D: 31%. E corr ( V) 4, 3,5 3, 2,5 2, 1,5 1,,5, -,5-1, Curvas potenciodinâmicas das ligas II D e II B Liga II D tratada 1: rec- desest 15 C-,5 h Liga II D tratada 2: rec- desest 15 C-,5 h Liga II B tratada 1: rec- desest 9 C- 2 h Liga II B tratada 2: rec- desest 9 C- 2 h -1,5-5 -4-3 -2-1 Rec Liga II D: 7 C- 6 h I corr ( A cm 2 ) Rec Liga II B: 69 C- 6 h Figura 7. Curvas Potenciodinâmicas das ligas II B e II D tratadas termicamente. 5. RESULTADOS DE CAMPO Na Figura (8) se encontra a fotografia dos rolos 2 e 3 (rolos fabricados da liga II B) durante uma parada de manutenção. Nesta figura se visualizam goivas (pequenas crateras) que durante o processo abrasivo aceleraram o desgaste. As goivas se apresentaram desde as primeiras inspeções, menos profundas e em menor quantidade no rolo 1 (liga II D), pelo qual se antevia uma melhor resistência ao desgaste deste rolo se comparado com os rolos 2 e 3 (rolos fabricados da liga II B). Fato comprovado pelas medições de perda de profundidade apresentadas na Fig. (9), e que este associado diretamente a dureza da liga, já que uma maior dureza produz uma menor quantidade de imperfeições na superfície dos rolos. Na Figura (9) se encontra o valor médio da perda de espessura dos nove pontos medidos no perfil de cada rolo em cada inspeção. Observando a Fig. (9) constata-se que ambos os rolos de ferro fundido branco de alto cromo II B (menor teor de cromo que II D) apresentam maior profundidade de desgaste (portanto, menor resistência ao desgaste) do que o rolo da liga II D, fenômeno contrário ao encontrado na pesquisa laboratorial. Ao iniciar as inspeções dos rolos testados em campo para conhecer a evolução do desgaste com o tempo, se detectou o surgimento e a evolução de imperfeições na superfície dos três rolos.
Irregularidades - goivas Figura 8. Irregularidades (goivas) nos rolos 2 e 3. Desgaste- Profundidade Média (mm) 85 8 75 7 65 6 55 5 45 4 35 3 25 2 15 1 5 Medidas das Inspeções do Moinho 1 Unidade 5 da UTLB 1 2 3 4 5 6 7 8 9 1 Posição de inspeção rolo 1 - II D - 2143 h rolo 2 - II B 1-2143 h rolo 3 - II B 2-2143 h rolo 1 - II D - 445 h rolo 2 - II B 1-445 h rolo 3 - II B 2-445 h rolo 1 - II D - 5727 h rolo 2 - II B 1-5727 h rolo 3 - II B 2-5727 h rolo 1 - II D - 8127 h rolo 2 - II B 1-8127 h rolo 3 - II B 2-8127 h rolo 1 - II D - 1689 h rolo 2 - II B 1-1689 h rolo 3 - II B 2-1689 h Figura 9. Perfil do desgaste nas paradas de inspeção com 2143, 445, 5727, 8127 e 1689 horas de serviço. 6. COMPARAÇÃO DE RESULTADOS DE LABORATÓRIO E DO DESEMPENHO EM CAMPO Na Figura (1) é apresentada a relação da resistência ao desgaste em laboratório e em campo das ligas mencionadas. A Figura (1) mostra que nos ensaios realizados em laboratório a liga II B teve maior resistência ao desgaste (menor perda de massa) que a liga II D (amostra tanto de laboratório como de campo). Todavia, esta figura permite observar que no ensaio campo, os dois rolos de liga II B apresentaram desempenho similar e menor resistência ao desgaste que o rolo da liga II D, contrariando os resultados de desgaste em laboratório. Este resultado aparentemente contraditório será explicado do ponto de vista microestrutural, de dureza e microdureza da matriz, a seguir. A liga II D testada em laboratório tem uma composição química (2,98% C e 21,22% Cr) similar à do rolo 1 (2,9% C e 21,81% Cr). Portanto, as ligas II D estudadas nos dois contextos são equivalentes. Por outro lado, os rolos 2 e 3 fabricados da liga II B estão com percentuais de carbono e de cromo diferentes (2,71% C e 17,5% Cr; 2,9% C e 18,3% Cr, respectivamente), a liga II B testada em laboratório (3,2% C e 16,3% Cr). Esta diferença na composição química pode ter sido uma das causas da menor resistência ao desgaste das ligas II B testadas em campo se comparadas com a liga II B testadas em laboratório. Desde o ponto de vista microestrutural todas as amostras são similares, sendo constituídas de dendritas de austenita (que, devido ao tratamento térmico resulta em austenita retida, martensita e carbonetos secundários) e composto eutético. O tamanho e distribuição e fração volumétrica (aproximadamente 3%) dos carbonetos eutéticos são, aparentemente, similares em todas as amostras, portanto, não se pode explicar a diferença dos resultados de desgaste de laboratório e de campo, a partir da microestrutura. A Figura (11) apresenta os dados de dureza e microdureza da ligas. Analisando estes dados se constata que, ao se passar da liga II B-lab para a liga II D-rolo (todas com mesma fração volumétrica de carbonetos), houve queda moderada da dureza da liga (setas azuis), mas queda acentuada da microdureza da matriz (setas pretas) resultando em aumento da perda de massa (diminuição da resistência ao desgaste, seta vermelha). No caso do desempenho dos rolos em serviço, ao se passar da liga II B para a liga II D, houve aumento moderado tanto da dureza da liga (seta azul) quanto da dureza da matriz (seta preta), resultando em queda na profundidade do desgaste (aumento da resistência ao desgaste, seta vermelha). Constata-se ainda na Fig. (11) que, para valores similares de fração volumétrica de carboneto, a dureza da liga e, em especial a microdureza da matriz são variáveis determinantes da resistência ao desgaste. O fato aparentemente contraditório, mencionado, quanto aos ensaios de laboratório apontam pela superioridade, em termos de resistência ao desgaste, da liga II B em relação à II D. Nos testes de laboratório, a liga II B possui dureza maior e microdureza da matriz significativamente maior que a liga II D enquanto o oposto ocorreu nos testes de campo. À luz de tais considerações, pode-se supor que, caso se realizassem testes de desgaste em escala de laboratório em amostras extraídas dos mesmos rolos utilizados em campo, os resultados de laboratório indicariam a mesma tendência constatada em serviço. Do exposto, conclui-se que os testes de laboratório permitem ranquear os materiais quanto ao comportamento em serviço, desde que mantidas as mesmas relações de dureza e microdureza entre ensaios de laboratório e comportamento em serviço, o que não aconteceu no presente caso. Finalmente, uma vez que a classe II B tem maior potencial de
endurecimento da matriz que a liga II D, pode-se antever que há possibilidade de se desenvolver uma liga específica, dentro desta classe de ferro fundido branco, que supere o desempenho da liga II D atualmente empregada na indústria. Finalmente, para analisar a influência da corrosão no desgaste as composições químicas das ligas testadas em laboratório e na indústria foram confrontadas no gráfico proposto por Lu e colaboradores em 26 e se apresenta na Fig. (12). Nesta figura se observa que as ligas analisadas (laboratório e campo) se encontram na zona do mapa que apresenta uma boa resistência ao desgaste, porém baixa resistência à corrosão, o que permite estabelecer que a influência do processo corrosivo na resistência ao desgaste das ligas é mínima. Este fenômeno acontece porque todas as ligas têm uma percentagem de cromo na matriz inferior, à estabelecida como ótima pela literatura (12%). Perda de massa (g),25,2,15,1,5 Perdademassa Laboratório Profundidade (mm) Campo Espessura de parede do rolo II B lab II D lab II D rolo 24 II B rolo 2 II B rolo 3 II D rolo 1 11 1 9 8 7 6 5 4 Profundidade desgastada na posição 5 (mm) Figura 1. Resultados de desgaste para amostras de laboratório e os protótipos em campo. Perda de massa profundidade de desgaste HV liga HV matriz FVC 4 135 Profundidade de desgaste (mm) 8 7 6 5 4 3 2 1 Perda de massa (g),25,2,15,1,5 35 3 25 2 15 1 5 FVC eut (%) 13 125 12 115 11 15 1 95 9 85 8 75 7 65 6 55 Dureza da liga e Microdureza da Matriz (HV), II B II D II D II B- rolo 3 II D rolo 1 lab lab rolo 24 II B rolo 2 5 Laboratório Campo Figura 11. Evolução do desgaste com a dureza e microdureza da matriz, das ligas testadas em laboratório e em campo. Figura 12. Localização das ligas estudadas em laboratório e dos protótipos, no mapa que correlaciona a resistência ao desgaste e à corrosão de ferros fundidos brancos de alto cromo.
7. CONCLUSÕES Esta pesquisa estudou a possibilidade de melhorar o desempenho ao desgaste, das ligas de ferro fundido branco de alto cromo, usadas na fabricação de rolos para moinhos de carvão, do tipo rolo sobre pista e permitiu concluir: Dos testes realizados em laboratório: Na liga II B (16% de cromo) os tratamentos térmicos de recozimento e desestabilização elevaram a dureza que por sua vez foi uma conseqüência do endurecimento da matriz. O tratamento de recozimento (69 C por 6 horas) seguido da desestabilização (9 C por 2 horas) foi o que proporcionou a mais elevada dureza para a liga II B (16% de cromo). A liga II B (16% de cromo) recozida a 69 C por 6 horas e desestabilizada a 9 C por 2 horas, obteve a melhor resistência ao desgaste, motivada pela elevada dureza e microdureza da sua matriz, com valores de microdureza superiores a 12 HV, que permitiu concluir que a liga tinha potencial para a fabricação dos rolos de moinhos de carvão. Da comparação dos resultados de laboratório da liga II B com a liga II D: A liga II B (16% de cromo) apresentou valores de dureza e microdureza da matriz mais elevados que os da liga II D (21% cromo). A liga II B com 16% de cromo apresentou uma melhor resistência ao desgaste (ensaio realizado segundo a norma ASTM G65), se comparada com a liga II D otimizada em laboratório e a liga II D atualmente empregada pela empresa termoelétrica para a fabricação de seus rolos de moinhos. O melhor desempenho quanto ao desgaste foi proporcionado pela maior dureza da liga e microdureza da matriz. A tenacidade das ligas II B e II D é inferior a 5 J (inclusive da liga II D atualmente empregada para a fabricação dos rolos) indicando que a tenacidade não é uma variável preponderante para a fabricação dos rolos do moinho. Os resultados elevados de dureza e a certeza que a tenacidade não era uma variável preponderante para a fabricação dos rolos permitiram fabricar os protótipos da liga II B. A corrosão em ligas de ferro fundido branco é mais acentuada quando a liga apresenta menor percentual de cromo na liga. As ligas de ferro fundido branco de alto cromo tratadas termicamente tem uma resistência a corrosão mais elevada se comparadas com as ligas brutas de fusão. No caso destes ferros fundidos, os tratamentos térmicos, provocaram precipitação e uma queda do teor de cromo (e carbono) na matriz e resultou em aumento da resistência a corrosão (justamente o oposto da sensitização dos inoxidáveis). Da Comparação do desgaste em laboratório e em campo: Nos resultados de laboratório, a maior resistência ao desgaste da liga II B (16% de cromo) se comparada com a liga II B (21% de cromo e usada atualmente) foi motivada pela maior dureza da liga II B. Nos resultados de campo, os rolos propostos da liga II B apresentaram 81% da resistência ao desgaste dos rolos fabricados atualmente na liga II D (O tempo de serviço para os três rolos foi igual pois foram retirados de serviço ao mesmo tempo). Em campo as durezas da liga II B foram inferiores a dureza da liga II D, condição oposta àquela de laboratório (onde dureza da liga II B era superior a dureza da liga II D), o que explica a aparente contradição entre o ranqueamento quanto ao desgaste obtido em laboratório e em campo. O teste em escala industrial realizado em moinhos rolo sobre pista apontou que o desgaste em campo é proporcional a dureza das ligas dos rolos. Os testes de laboratório permitem ranquear os materiais quanto ao comportamento em serviço, desde que mantidas as mesmas relações de dureza e microdureza entre ensaios de laboratório e comportamento em serviço, assim como a fração volumétrica de carbonetos eutéticos. Ao analisar a correlação dos processos de desgaste e corrosão, pode-se apontar que a influência do processo corrosivo na resistência ao desgaste dos três rolos é similar, portanto o fenômeno controlador da perda de profundidade (e de massa) dos rolos é o desgaste. 8. AGRADECIMENTOS A CNPQ pela ajuda financeira durante o projeto. A Tractebel Energia pela colaboração financeira e logística para o desenvolvimento deste trabalho. 9. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS Albertin, E., Sinatora, A., 21, Effect of carbide fraction and matrix microstructure on the wear of cast iron balls tested in a laboratory ball mill, Wear. vol. 25, pp. 492-51. Asensio, J., Pero-Sanz, J.A., Verdeja, J.I., 23, Microstructure selection criteria for cast irons with more that 1 wt.% chromium for wear applications, materials characterization, vol. 49, pp.83-93. ASTM A 532-93A., 2, Standard specification for abrasion resistant cast irons, American Society Testing Materials. ASTM G65 -., 21, Standard test method for measuring abrasion using the dry sand/rubber wheel apparatus, American Society Testing Materials.
Babcock., 1967, Operating Instructions, Babcock, vol. AM 2.4.2, cap. A.1.1, pp. 1-1. Bedolla, A., Arias, I., Hernández, B., 23, Kinetics of secondary carbides precipitation in a high-chromium white iron, Journal of Materials Engineering and Performance, vol.12, pp.371-382. Chenje, T.W., Simbi, D.J., Navara, E., 23, Wear performance and cost effectiveness-acriterion for the selection of grinding media for wet milling in mineral processing operations, Minerals Engineering, vol. 16, pp.1387-139. De Mello, J.D.B., Durand-Charre, M., 1985, Abrasion mechanisms of white cast iron. I: influence of the metallurgical structure of molybdenum white cast irons, Materials Science and Engineering, vol. 73, pp. 23-213. Fiore, N.F., Fucher, J.K.., Kosel, T.H., 1983, The effect of carbide volume fraction on the low stress abrasion resistance of high Cr-Mo white cast iron, Wear, vol. 84, pp. 315-325. Kootsookos, A., Gates, J.D., 28, The role of secondary carbide precipitation on the fracture toughness of a redeced carbon white iron, Materials science and engineering A, vol. 49, pp. 313-318. Laird, G; Gundlach R; Rohrig K., 2, Abrasion - resistant cast iron handbook, edited by AFS, copyright, pp.1-215. Maratray, F., Usseglio-Nanot, R., 199, Atlas transformation characteristics of chromium and chromium-molybdenum white cast irons, Climax Molybdenum S.A, France, 193 pp. Pero-Sanz, J.A., Plaza, D., Verdeja, J.I., Asensio, J., 1999, Metallographic characterization of hypoeutectic martensitic white cast irons: Fe-C-Cr system, Elsevier Science Inc, pp. 33-39. Préti, O., 24 Caracterização das ligas de ferro fundido branco resistente a abrasão segundo a norma ASTM A 532 no estado bruto de fundição, Dissertação de mestrado, UFSC, Florianópolis, 137 p. Sinatora, A., Pohl, M., 1995, Wear induced martensita in high chromium cast iron, Scripta Metallurgica et Materialia, Vol 32, No. 6, pp. 857-861. Trabett, C.P., Sare, I.R., 1997, The effect of heat treatment on the abrasion resistance of alloy white irons, Wear, vol.23-24, pp. 26-219. Zhang, M.X., Kelly, P.M., Gates, J.D., 21, The effect of heat treatment on the toughness, hardness and microstructure of low carbon white cast irons, Journal of Materials Science, vol. 36, pp. 3865-3875. Zum Gahr, K.H., 198, Abrasive wear of white cast irons, Wear, vol. 64, pp. 175-194. STUDY IN LABORATORY AND INDUSTRIAL SCALE OF WEAR RESISTANCE OF THE WHITE CAST IRONS USED IN COAL MILL ROLLERS 1 Patricia Ortega Cubillos, patrícia@emc.ufsc.br 1 Pedro A. N. Bernardini, pedro@emc.ufsc.br 1 Augusto José Buschinelli, buschinelli@emc.ufsc.br 1 Universidade Federal de Santa Catarina, Bloco B, Engenharia Mecânica, Trindade, Florianópolis, Santa Catarina Brasil. Cep: 88 4 9. Abstract. The alloys of high chromium white cast iron (stipulated by the standard ASTM A532) are widely manufactured and used by industries in Santa Catarina, which has spurred on research about them at UFSC during the last few years. The studies focus mainly on optimizing the thermal treatment and wear resistance, as well as the microstructural analysis of the alloys used for manufacturing coal mill rollers. The rollers of the mills are traditionally made of alloy II D from the standard ASTM A532 (2% Cr), because this material shows good wear resistance. However, there is evidence to suggest that by reducing the chromium content to 16% (class II B of the ASTM A532 standard) and thermally optimizing the alloy, wear resistance can increase. The wear resistance of alloy II B in this work was studied on a laboratory scale (wear tests according to the ASTM G65 standard) and industrial scale (prototypes tested on a mill roller on tracks). In the laboratory, the thermally optimized alloy II B had better hardness (HV 12), microhardness (HV.5) and wear resistance compared to alloy II D. This result leveraged the manufacturing and industrial-scale tests of three rollers (the mass of each roller was 1.5 tons). One of the rollers was manufactured with the alloy II D and the other two with the alloy II B. The rollers were installed in the mill and tested for a period of 3 months. The results were apparently contradictory, since the rollers II B had a wear resistance of 81% of the resistance of the roller II D, this being a consequence of the rollers II B having hardnesses and microhardnesses lower than those obtained by roller II D, the opposite result to that obtained in the laboratory. This result showed that both on the laboratory and industrial scale, hardness is proportional to wear resistance, and that the rubber wheel test reproduces the wear micromechanisms of the mill. In order to make the transition from laboratory scale to industrial scale during the research, we analyzed the influence of the microstructure (optical and electron microscopy, EDX, Imago program, optical emission spectrophotometer), impact strength (Charpy unnotched) and corrosion (potentiodynamic test) on the wear resistance of alloys II B and II D. Keywords: wear, high chromium white cast iron, coal mill rollers on tracks, thermal treatments.